Карбиды и нитриды в легированных сталях

Карбиды и нитриды в легированных сталях [c.113]

Легирование стали N тормозит рост зерна при высоких температурах, однако без существенного увеличения ударной вязкости. N принято вводить в сталь в количестве 1/75-1/100 от содержания Сг, так как в этом случае зерно измельчается в литом состоянии за счет модифицирующего действия нитридов хрома. Ограничение роста зерна при высоких температурах в деформированной стали связано с образованием аустенита по границам зерен феррита. Для этого в сталь вводят 1-2 % Ni. N в системе Fe- r, подобно С, смещает границу у - фазы в сторону более высокого содержания Сг. Как N, так и С имеют малые атомные радиусы и образуют твердые растворы внедрения. Их растворимость в феррите ниже, чем в аустените, вследствие чего в высокохромистых сталях присутствуют, как правило, карбиды и нитриды Сг. Легирование стали Х28, содержащей N, 1,5 % Ni повышает ее прочность и особенно ударную вязкость, значения которой тем больше, чем значительнее суммарное содержание N и Ni. Однако высокая ударная вязкость сохраняется только при условии проведения предварительной закалки стали с относительно невысоких температур. В случае высокотемпературных закалки и отпуска (при 700 - 800 °С) ударная вязкость резко снижается. [c.19]

Основными легирующими элементами стали являются хром, никель, молибден, вольфрам, ванадий, титан, алюминий, марганец, кремний, бор. Неизбежными примесями в сталях являются марганец, кремний, фосфор, сера. Легирующие элементы, вводимые в углеродистую сталь, изменяют состав, строение, дисперсность и количество структурных составляющих и фаз. Фазами легированной стали могут быть твердые растворы — легированный феррит и аустенит, специальные карбиды и нитриды, интерметаллиды, неметаллические включения — окислы, сульфиды, нитриды. Как правило, за счет легирования повышаются прочностные характеристики стали (пределы прочности и текучести). [c.66]

К образующимся в легированной стали химическим соединениям относятся интерметаллические фазы или металлические соединения, карбиды, нитриды, окислы, сульфиды, а также фосфиды, бориды, гидриды и др. Химические соединения образуются в тех случаях, когда не выполняются условия, необходимые и достаточные для образования твердых растворов, Из всех факторов, обусловленных в конечном счете положением взаимодействующих элементов в периодической системе Ц, И. Менделеева, для образования химических соединений, а также для их строения н свойств основную роль играет вид химической связи, вернее количественное соотношение разных видов связи. Б зависимосги от этого соотношения химическое соединение может иметь либо постоянный состав, либо переменный с большим или меньшим интервалом однородности, будет обладать в той или иной степени металлическими свойствами или не обладать таковыми. [c.565]

К химическим соединениям в легированной стали, в которых преобладает металлическая связь, относятся карбиды, нитриды, бориды, гидриды, интерметаллические фазы или металлические соединения. Из них наиболее важны карбидные фазы. В конструкционных сталях изменение степени дисперсности карбидов и когерентной связи их решетки с решеткой матрицы (а-фазы) в зависимости от условий термической обработки—наиболее эффективное средство повышения и регулирования прочности. В инструментальных сталях карбиды увеличивают стойкость против износа, уменьшают рост зерна при температуре нагрева для закалки, усиливают устойчивость структуры против отпуска, сообщают вторичную твердость (в быстрорежущей и штамповой стали). В жаропрочных сталях карбиды служат упрочняющими фазами. В магнитных сталях карбиды повышают коэрцитивную силу. В других случаях, например в нержавеющих и кислотостойких сталях, карбиды играют отрицательную роль, понижая стойкость против общей коррозии и при определенном расположении (по границам зерен) вызывая межкристаллитную коррозию. Важное значение в стали имеют и нитриды, которые препятствуют укрупнению зерна при нагреве и играют роль упрочняющих фаз и др. При содержании в стали повышенного количества азота образуются карбонитридные фазы. [c.566]

Для строительных сталей используют легирующие элементы, в основном упрочняющие твердый раствор а-железа, - кремний, марганец, никель, хром, медь - и в меньшей степени элементы, образующие специальные карбиды и нитриды. Предел текучести и временное сопротивление проката из большинства низколегированных сталей повышенной прочности не превышают соответственно 350 и 500 МПа. Более высокий уровень легирования сдерживается ухудшением свариваемости, снижением сопротивления хрупкому разрушению и экономической эффективности. [c.164]

Легирование титаном как способ повышения стойкости к МКК коррозионно-стойких сталей применяется давно [79]. Но до настоящего времени нет единого мнения о том, как определять необходимое для предотвращения МКК количество титана. В карбиде титана Т]С по массе титана в четыре раза больше, чем углерода. Казалось бы, что количество титана должно в четыре раза превышать количество углерода, которое необходимо связать для понижения его концентрации до безопасного уровня. Принимая эту безопасную концентрацию углерода, равной 0,02 %, необходимое для предотвращения МКК, количество титана обычно определяют по формуле % Т1 4 (% С — 0,02). Выше было показано, что 0,02 % С не безопасный предел для возникновения МКК. И на практике это соотношение не гарантировало создание иммунитета против МКК. Она наблюдалась в сталях типа 18-8 при Т1/С = 7,5 и даже 10—12 [40]. Правильнее определять количество титана по формуле % Т1 5 (% С — 0,009). Но при таком определении необходимо учитывать, что далеко не весь титан расходуется на образование карбидов. Часть его образует прочные окислы и нитриды титана, в особенности в сталях легированных азотом. [c.53]

Процесс аустенитизации при нагреве легированных сталей состоит из полиморфного а—Y-превращения, растворения в аустените цементита и специальных карбидов, нитридов и интерметаллидов, рекристаллизации зерен аустенита [c.73]

Ударная вязкость после механического старения у углеродистой стали обыкновенного качества должна быть не ниже 30 кДж/м (ГОСТ 380—71). Повышенное содержание углерода в стали уменьшает склонность к механическому старению. Поэтому для изготовления элементов котлов применяют стали с содержанием углерода не ниже 0,09% Легирование сталей кремнием и марганцем увеличивает склонность к механическому старению. Раскисление стали алюминием, образующим нерастворимые в железе нитриды, уменьшает склонность стали к механическому старению. Так же влияют хром, молибден, титан и ванадий, образующие устойчивые карбиды. [c.43]

Титан, ниобий, цирконий, тантал образует очень устойчивые карбиды, которые задерживают рост зерна при закалке. Легирование стали азотом в концентрации не более 0,3-0,04 % создает нитриды, также задерживающие рост зерен, повышает твердость, но снижает прочность, требуя обработки резанием без динамических нагрузок. Никель и марганец снижают теплостойкость стали и не улучшают ее режущих свойств. [c.140]

Важное условие предупреждения горячих трещин — выбор соответствующего присадочного материала. При сварке аустенитных сплавов стремятся получить наплавленный металл, имеющий в своем составе вторую фазу в виде мелкодисперсных включений феррита, карбидов ниобия, термодинамически устойчивых нитридов типа TiN, тугоплавких оксидов. Легирование сварных швов аустенитных сталей и никелевых сплавов большими количествами молибдена, вольфрама, тантала, при которых подавляется процесс высокотемпературного разрушения, эффективно только при условии жесткого ограничения содержания в сварочной ванне кремния, фосфора, серы, легкоплавких примесей и газов [4, с. 141 5]. Положительные результаты дает рафинирование металла сварочной ванны или модифицирование структуры шва с помощью галоидных или высокоосновных флюсов-шлаков [9, с. 148 и 155]. [c.73]

А можно ли повысить температуру цементации еще выше, скажем, до 1000 или даже 1100° Ведь при более высоких температурах процесс цементации наверняка пойдет более интенсивно. Так оно, конечно, и есть. При высокотемпературной цементации процесс диффузии углерода в стальные детали ускоряется во много раз, и цементация продолжается не в течение 10—12 час., а в течение всего одного-двух часов. Однако при высокотемпературной цементации происходят некоторые нежелательные явления, которые сводят на нет все преимущества повышения температуры процесса. Мы имеем в виду очень сильный рост зерен стали при таких высоких температурах (см. параграф 36). Но были найдены способы преодолевать это препятствие цементации начали подвергать не углеродистые стали, которые совершенно не годятся для высокотемпературной цементации, а некоторые легированные, менее склонные к росту зерен при высоких температурах. К числу таких сталей относятся стали, легированные небольшими количествами титана, циркония, бора и других элементов, образующих различные химические соединения карбиды (соединения с углеродом), нитриды (соединения с азотом), бориды (соединения с бором) и т. д. Эти соединения в виде мельчайших зернышек располагаются по границам зерен аустенита и тем самым затрудняют их рост. [c.195]

Несмотря на относительное высокое упрочнение феррита легирующими элементами по сравнению с другими твердыми растворами,, абсолютные значения твердости и прочности легированного феррита невелики. При упрочнении феррита на 200—250% твердость достигает значений лишь 160—-200 А/д. Более существенного упрочнения феррита можно достичь введение.м легирующего элемента образующего с углеродом или другими элементами частицы критической степени дисперсности. Выделяющиеся дисперсные частицы, заклинивая плоскости скольжения феррита, дают весьма значительное повышение его твердости и прочности. С этой точки зрения для повышения прочности феррита имеются два пути. Первый путь использование выделений интерметаллических соединений железо — элемент, имеющих ограниченную растворимость в феррите, понижающуюся с понижением температуры, или других интерметаллических соединений (например, нитридов). Второй путь — использование в качестве дисперсной фазы карбида, т. е. применение сталей с карбидообразующими элементами. [c.37]

При анализе микроструктуры устанавливается наличие микротрещин, влючений окислов и нитридов, видманштедтовой структуры, характер расположения карбидов (в легированных сталях). [c.297]

В феррито перлитных сталях свойства легированного феррита существенно предопределяют уровень их механических свойств Можно приблизительно считать что такие некарбидообразующие элементы как Si Ni Р целиком входят в состав феррита Медь мало растворима в феррите и образует самостоятельную фазу В феррите горячекатаных сталей (нормализованных), как показывают опытные данные обычно растворено —0 01—0 02 % ( +N) Остальное количество углерода и азота связано в цементит и специальные карбиды и нитриды Из числа карбидообразующих элементов (Мп Сг Мо Nb V Ti) практически целиком связаны в специальные карбиды Nb V и Ti Нитридообразую щии элемент А1 обычно полностью связан в нитриды и неметаллические включения Молибден и хром входят в состав карбиднои фазы и частич но растворены в феррите Относительно слабый карбидообразующии элемент марганец самостоятельных карбидов в стали не образует и фактически целиком растворен в феррите [c.132]

Характер влияния умеренного легирования конструкционных сталей на Ki остается в значительной мере подобным влиянию на порог хладноломкости. Присутствие в малых количествах в сталях хрома, ванадия, ниобия, титана и тантала обеспечивает измельчение зерна вследствие карбидо(нитридо)образующей способности названных элементов, что в свою очередь способствует увеличению /С/с- Никель и марганец в количествах до 1% также измельчают зерно. Раскисление сталей алюминием сказывается благоприятно на К/с также вследствие измельчения зерна. Оказалось, что легирующие элементы, упрочняющие твердые растворы, снижают вязкость разрушения сталей. Легирование, ведущее к образованию в сталях дисперсных фаз, затрудняя пластическое течение, ведет к уменьшению Ki - Это нашло подтвер- [c.336]

Структура азотированного слоя углеродистых сталей состоит из твердого раствора азота в феррите (азотистый феррит) и нитридов железа РвзН и Ре4Ы (фиг. 129). В структуре азотированного слоя легированных сталей, помимо нитридов железа, имеются, так- же нитриды легирующих элементов хрома, молибдена, алюминия. В поверхностном слое образуются карбонитриды — химическпе соединения карбидов с нитридами. [c.188]

Снижение ударной вязкости в хромоникелевых, хромомарганце-Бых и в некоторых других легированных сталях в результате медленного охлаждения после высокого отпуска объясняется выделением по границам зерен мельчайших частичек фосфидов, нитридов п карбидов. [c.167]

Легирующие элементы в большинстве своем изменяют состав и свойства фаз, существующих в углеродистой стали —феррита, карбидов, сульфидов и др., и (или) образуют новые фазы с железом или с другими легирующими элементами и содержащимися в стали примесями — углеродом, кислородом, серой, фосфором, азото.м и др. Изменение же состава и количества фаз вызывает важные прямые или косвенные изменения свойств стали. Фазы легироваиыой стали могут представлять собой твердые растворы— легированный феррит, аустенит сверхструктуры химические соединения с преобладающей металлической связью — карбиды, нитриды, гидриды, интерметаллические фазы (металлические соединения) неметаллические фазы — окислы, силикаты, сульфиды и др. [c.563]

Основными составляющими структуры сталей, кроме химических соединений (карбидов, нитридов и т.д.), являются твердые растворы внедрения и замещения. Скорости диффузии атомов внедрения во много раз больше скоростей диффузии атомов замещения. Позтому диаграммы состояния Ре - РезС и Ре - N достаточно полно и точно описьшают фазовые превращения и структуры, формирующиеся в нелегированных сталях при литье, горячей обработке давлением, сварке. Для легированных сталей из-за низкой скорости диффузии в твердых растворах замещения получаются различные метастабильные состояния при тех же условиях обработки. В высоколегированных сталях однородные твердые растворы замещения согласно диаграммам состояния Ре - Сг, Ре - N1 и др. получают с помощью дополнительных операций термической обработки. [c.17]

Влияние карбидов на свойства легированных сталей. Карбиды являются наиболее важной второй фазой большинства сталей. Содержание углерода в большинстве конструкционных сталей в 10 - 100 раз превышает содержание азота. При N s 0,008 % азот либо связьшается алюминием, образуя нитрид A1N, либо вместе с углеродом образует карбонитри-ды. Карбидообразующими элементами в сталях являются железо, марганец, хром, молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, титан, цирконий. Они приведены в порядке возрастания их активности при образовании карбидов. Они являются переходными металлами с незаполненной полностью -электронной оболочкой атомов и поэтому активно взаимо- [c.27]

Низколегированные стали с карбо-интридным упрочнением. Легирование иизкоуглеродистых (0,10—0,20 % С), марганцовистых (1,3—1,7% Мп) сталей (0,015—0,025 % N, 0,10— 0,20% V, около 0,1 % Ti, а также 0,05 % А1) создает предпосылки для выделения дисперсных карбонитридов ванадия и титана или нитридов алюминия. Дисперсные карбиды способствуют измельчению аустеннтного (до № 10—12) и действительного зерна стали, тормозят движение дислокаций. В совокупности эти факторы благоприятно влияют на прочность, вязкость и хладостойкость [18]. [c.13]

В настоящее время наиболее действенной металлургической мерой борьбы с кристаллизационными трещинами является такой подбор химического состава шва, при котором будет обеспечено его двухфазное строение. Применительно к наиболее распространенным жаропрочным сталям, содержащим 10—15% Ni, речь идет об аустенитно-ферритной структуре. Для сталей с более высоким содержанием никеля ориентация на шов с первичным ферритом не может быть признана правильной. Как мы уже отмечали, чрезмерное легирование ферритообразующими злементами, неизбежное при желании lAieib феррит в высоконикелевом шве, приводит к резкому снижению пластичности металла шва, обусловленному появлением хрупкой эвтектической составляющей, а иногда и G-фазы еще в процессе сварки. Здесь более правильно стремиться к получению аустенитного шва, имеющего в своем составе вторую фазу в виде мелкодисперсных карбидов типа Nb , термодинамически устойчивых нитридов, например TiN, и, возможно, тугоплавких оксидов. В ряде случаев можно прибегнуть и к помощи боридной или карбоборидной фазы. [c.219]

Необходимые количества этих металлов для устранения МКК значительно превосходят те количества, которые можно рассчитать, исходя из соотношений металла к углероду в образующихся карбидах, так как часть их расходуется на образование нитридов, а часть растворяется в аустените. Аустенитная сталь 12Х18Н10Т может подвергаться МКК после отпуска при 500—800 °С при соотношении Ti С = 6—8, а в некоторых случаях, например, после длительного отпуска (до 5000 ч) при 500—600 °С и при более высоком (до 17). При обычном содержании азота в стали (<0,04 %) принимают следующие соотношения, % (вес) Ti С>5 Nb >ll Та С>20 [96]. Недостаток легирования ниобием аустенитных хромоникелевых сталей заключается в возмол<ности появления в них горячих трещин при сварке. [c.105]

Различают два вида отпускной хрупкости хрупкость, получающуюся при низком отпуске (260—325°С), и хрупкость, получающуюся при высоком отпуске (450—550° С). Причина хрупкости первого вида объясняется превращением остаточного аустенита в мартенсит, а причиной хрупкости второго вида следует считать выделение из а-раствора мельчайших частичек карбидов, нитридов, оксидов, располагающихся по границам зерен. Отпускная хрупкость второго вида характерна для сталей, легированных N1, Сг, Мп такие металлы, как Мо, V, Ш, Ti, препятствуют ее появлению. Чтобы предупредить появление отпускной хрупкости второго вида, изделия следует охлаждать после высокого отпуска бь1Стро. [c.114]

Эффективное измельчение зерна стали достигается выбором количества упрочняющей фазы (содержания легирующих эле.ментов, образующих ее) и определенной температуры аустенизацни, при которой в твердый раствор переходит достаточное для последующего дисперсионного упрочнения количество упрочняющей фазы, а нерастворенным остается количество фазы, необходимое для создания барьеров, тормозящих рост зерен. Оптимальным оказалось легирование двумя карбиде- или нитридообразующими элементами с различной температурой перехода фаз в твердый раствор. Например, для низкоуглеродистой стали 16Г2АФ, содержащей азот, целесообразно дополнительное легирование алюминием (—0,05%). Нитрид алюминия (A1N) растворяется в аустените при значительно более высокой температуре, чем нитрид ванадия, и служит ингибитором роста зерна непосредственно он не участвует в дисперсионном упрочнении и лишь косвенно влияет на упрочнение путем измельчения зерна. [c.211]

Необходимые количества этих металлов для устранения МКК значительно превосходят те количества, которые можно рассчитать исходя из весовых отношений металла к углероду в образующихся карбидах. Например, для титана это количество следовало бы рассчитывать по формуле Т], %=4(С, %—0,009), так как карбид титана ТгС содержит в 4 раза больше титана, чем углерода, а число 0,009 представляет предельную растворимость углерода в аустените. Но так как часть титана расходуется на образование нитридов, а часть растворяется в аустените, то пределы по легированию титаном реальных сталей значительно превышают рассчитанные. При отношении Т1/С, равном 6—8, аусте-нитная сталь Х18Н9Т еще подвержена МКК после старения при 500— 800° С. В работе [75, с. 27] при изучении влияния соотношения Т1/С на склонность стали 1Х18Н9Т и МКК было установлено, что полностью устойчивыми к МКК ПРИ отпуске при 500—650° С длительностью от 2 до 5000 ч оказались только стали, в которых п. % (С, %—0,03)-=17. [c.111]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...